RU2656900C1 - Стальная труба из низколегированного сплава для нефтяных скважин - Google Patents

Стальная труба из низколегированного сплава для нефтяных скважин Download PDF

Info

Publication number
RU2656900C1
RU2656900C1 RU2017105841A RU2017105841A RU2656900C1 RU 2656900 C1 RU2656900 C1 RU 2656900C1 RU 2017105841 A RU2017105841 A RU 2017105841A RU 2017105841 A RU2017105841 A RU 2017105841A RU 2656900 C1 RU2656900 C1 RU 2656900C1
Authority
RU
Russia
Prior art keywords
less
steel
cementite
temperature
tempering
Prior art date
Application number
RU2017105841A
Other languages
English (en)
Inventor
Кейити КОНДО
Юдзи АРАИ
Original Assignee
Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн filed Critical Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн
Application granted granted Critical
Publication of RU2656900C1 publication Critical patent/RU2656900C1/ru

Links

Classifications

    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16L—PIPES; JOINTS OR FITTINGS FOR PIPES; SUPPORTS FOR PIPES, CABLES OR PROTECTIVE TUBING; MEANS FOR THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16L9/00—Rigid pipes
    • F16L9/02—Rigid pipes of metal
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • C21D1/22—Martempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/10—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/10—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies
    • C21D8/105—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/08—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/08—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes
    • C21D9/085—Cooling or quenching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/003—Cementite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/20—Recycling

Abstract

Изобретение относится к области металлургии. Для обеспечения стойкости к сульфидному растрескиванию под напряжением стальная труба из низколегированного сплава для нефтяных скважин в соответствии с настоящим изобретением имеет следующий химический состав, мас.%: С больше чем 0,35 и до 0,65, Si от 0,05 до 0,50, Mn от 0,10 до 1,00, Cr от 0,40 до 1,50, Mo от 0,50 до 2,00, V от 0,05 до 0,25, Nb от 0,01 до 0,040, раств. Al от 0,005 до 0,10, N 0,007 или меньше, Ti от 0 до 0,012, Ca от 0 до 0,005, с остатком, представляющим собой Fe и примеси, причем примеси включают: P 0,020 или меньше, S 0,002 или меньше, O 0,006 или меньше, Ni 0,10 или меньше, Cu 0,03 или меньше, и B 0,0005 или меньше, причем микроструктура включает частицы цементита, каждая из которых имеет диаметр эквивалентной окружности 200 нм или больше в количестве, составляющем 200 частиц/100 мкм2 или больше, а предел текучести составляет 827 МПа или больше. 2 з.п. ф-лы, 3 табл.

Description

ОБЛАСТЬ ТЕХНИКИ, К КОТОРОЙ ОТНОСИТСЯ ИЗОБРЕТЕНИЕ
[0001]
Настоящее изобретение относится к стальной трубе, более конкретно к стальной трубе для нефтяных скважин.
УРОВЕНЬ ТЕХНИКИ
[0002]
Развитие глубокого бурения для нефтяных скважин и газовых скважин (нефтяные скважины и газовые скважины все вместе далее упоминаются просто как «нефтяные скважины») требует высокопрочных стальных труб для нефтяных скважин. Традиционно широко использовались стальные трубы для нефтяных скважин класса 80 ksi (предел текучести от 80 до 95 тысяч фунтов на кв.дюйм, то есть от 551 до 654 МПа) и класса 95 ksi (предел текучести от 95 до 110 тысяч фунтов на кв.дюйм, то есть от 654 до 758 МПа). Однако недавно вошли в употребление стальные трубы для нефтяных скважин класса 110 ksi (предел текучести от 110 до 125 тысяч фунтов на кв.дюйм, то есть от 758 до 862 МПа).
[0003]
Большинство глубоких скважин содержит сероводород, обладающий коррозионной активностью. Следовательно, стальные трубы для нефтяных скважин, предназначенные для использования в глубоких скважинах, обязаны иметь не только высокую прочность, но также и стойкость к сульфидному растрескиванию под напряжением (SSC). В большинстве случаев восприимчивость к сульфидному растрескиванию под напряжением увеличивается при увеличении прочности стального материала.
[0004]
Стальные трубы класса 110 ksi или меньше, доступные на рынке как стойкие к сероводородной среде стальные трубы для нефтяных скважин (нефтегазопромысловые трубы со стойкостью к содержащей сероводород среде), обычно обладают гарантированной стойкостью к сульфидному растрескиванию под напряжением. Гарантируемая стойкость к сульфидному растрескиванию под напряжением в настоящем документе означает долговечную работу в среде H2S под давлением 1 атм при оценке с помощью метода испытаний, определенного национальной ассоциацией инженеров-коррозионистов (NACE). В дальнейшем окружающая среда H2S под давлением 1 атм упоминается как стандартные условия.
[0005]
В то же время стойкость к сульфидному растрескиванию под напряжением, гарантируемая для стальных труб для нефтяных скважин класса 125 ksi (предел текучести от 862 до 965 МПа), является более низкой, чем вышеописанная стойкость к сульфидному растрескиванию под напряжением. В этих трубах для нефтяных скважин во многих случаях гарантируется стойкость к сульфидному растрескиванию под напряжением только в такой среде, в которой парциальное давление H2S является намного более низким, чем при стандартных условиях. Это означает, что когда нижняя граница предела текучести становится больше чем 110 ksi (758 МПа), внезапно становится трудным гарантировать превосходную стойкость к сульфидному растрескиванию под напряжением.
[0006]
На этом фоне существует потребность в стойких к сероводородной среде стальных трубах для нефтяных скважин, которые гарантировали бы стойкость к сульфидному растрескиванию под напряжением в среде H2S с давлением 1 атм, и имели бы настолько большой предел пластической деформации, насколько это возможно. В этом случае, даже если нижняя граница предела текучести не достигает 125 ksi (862 МПа), нижняя граница предела текучести обязана быть настолько большой, насколько это возможно.
[0007]
Методики для улучшения стойкости стальных труб для нефтяных скважин к сульфидному растрескиванию под напряжением раскрываются в японской патентной заявке № 62-253720 (Патентный документ 1), японской патентной заявке № 59-232220 (Патентный документ 2), японской патентной заявке № 6-322478 (Патентный документ 3), японской патентной заявке № 8-311551 (Патентный документ 4), японской патентной заявке № 2000-256783 (Патентный документ 5), японской патентной заявке № 2000-297344 (Патентный документ 6), японской патентной заявке № 2005-350754 (Патентный документ 7), национальной публикации международной патентной заявки № 2012-519238 (Патентный документ 8), японской патентной заявке № 2012-26030 (Патентный документ 9) и международной патентной заявке № WO2010/150915 (Патентный документ 10).
[0008]
Патентный документ 1 предлагает способ улучшения стойкости к сульфидному растрескиванию под напряжением стальной трубы для нефтяных скважин путем уменьшения содержания примесей, таких как Mn и Р. Патентный документ 2 предлагает способ улучшения стойкости стали к сульфидному растрескиванию под напряжением за счет двухкратной закалки для измельчения зерен.
[0009]
Патентный документ 3 предлагает способ улучшения стойкости к сульфидному растрескиванию под напряжением стального материала класса 125 ksi за счет измельчения микроструктуры стали посредством обработки индукционным нагревом. Патентный документ 4 предлагает способ улучшения стойкости к сульфидному растрескиванию под напряжением стальной трубы класса от 110 ksi до 140 ksi путем улучшения прокаливаемости стали посредством процесса прямой закалки и увеличения температуры отпуска.
[0010]
Каждый из Патентного документа 5 и Патентного документа 6 предлагает способ улучшения стойкости к сульфидному растрескиванию под напряжением стальной трубы из низколегированного сплава для нефтяных скважин класса от 110 ksi до 140 ksi за счет управления морфологией карбида. Патентный документ 7 предлагает способ улучшения стойкости к сульфидному растрескиванию под напряжением стальной трубы для нефтяных скважин класса 125 ksi (862 МПа) или выше за счет управления плотностью дислокаций и коэффициентом диффузии водорода так, чтобы они соответствовали желаемым значениям. Патентный документ 8 предлагает способ улучшения стойкости к сульфидному растрескиванию под напряжением стали класса 125 ksi (862 МПа) путем закалки стали из низколегированного сплава, содержащей углерод в количестве от 0,3 мас.% до 0,5 мас.%, несколько раз. Патентный документ 9 предлагает способ использования двухступенчатой стадии отпуска для управления морфологией карбидов и количеством частиц карбидов. Более конкретно, в Патентном документе 9 стойкость к сульфидному растрескиванию под напряжением стали класса 125 ksi (862 МПа) улучшается путем снижения численной плотности больших частиц M3C или частиц M2C. Патентный документ 10 предлагает способ одновременного достижения высокой прочности и стойкости к сульфидному растрескиванию под напряжением за счет управления количеством растворенного Мо, размером предшествующего аустенитного зерна и количеством выделений M2C таким образом, чтобы они соответствовали желаемым значениям.
[0011]
Однако, даже при применении методик, раскрытых в вышеупомянутых Патентных документах 1-10, в случае стальных труб для нефтяных скважин, имеющих предел текучести 120 ksi (827 МПа) или больше, превосходная стойкость к сульфидному растрескиванию под напряжением в некоторых случаях не может быть устойчиво получена.
СУЩНОСТЬ ИЗОБРЕТЕНИЯ
[0012]
Задачей настоящего изобретения является предложить стальную трубу из низколегированного сплава для нефтяных скважин, имеющую предел текучести класса 120 ksi или больше (827 МПа или больше), а также превосходную стойкость к сульфидному растрескиванию под напряжением.
[0013]
Стальная труба из низколегированного сплава для нефтяных скважин в соответствии с настоящим изобретением имеет следующий химический состав: С: больше чем 0,35 мас.% и до 0,65 мас.%; Si: от 0,05 мас.% до 0,50 мас.%; Mn: от 0,10 мас.% до 1,00 мас.%; Cr: от 0,40 мас.% до 1,50 мас.%; Mo: от 0,50 мас.% до 2,00 мас.%; V: от 0,05 мас.% до 0,25 мас.%; Nb: от 0,01 мас.% до 0,04 мас.%; раств. Al: от 0,005 мас.% до 0,10 мас.%; N: 0,007 мас.% или меньше; Ti: от 0 мас.% до 0,012 мас.%; Ca: от 0 мас.% до 0,005 мас.%; с остатком, представляющим собой Fe и примеси, причем примеси включают в себя: P: 0,020 мас.% или меньше; S: 0,002 мас.% или меньше; O: 0,006 мас.% или меньше; Ni: 0,10 мас.% или меньше; Cu: 0,03 мас.% или меньше; и B: 0,0005 мас.% или меньше. В микроструктуре количество частиц цементита, каждая из которых имеет диаметр эквивалентной окружности 200 нм или больше, составляет 200 частиц/100 мкм2 или больше. Вышеописанная стальная труба из низколегированного сплава для нефтяных скважин имеет предел текучести 827 МПа или больше.
[0014]
Вышеописанный химический состав может содержать Ti: от 0,003 мас.% до 0,012 мас.%. Вышеописанный химический состав может содержать Ca: от 0,0005 мас.% до 0,005 мас.%.
[0015]
Стальная труба из низколегированного сплава для нефтяных скважин в соответствии с настоящим изобретением имеет предел текучести класса 120 ksi или больше (827 МПа или больше), а также превосходную стойкость к сульфидному растрескиванию под напряжением.
ОПИСАНИЕ ВАРИАНТА ОСУЩЕСТВЛЕНИЯ
[0016]
Далее будет подробно описан один вариант осуществления настоящего изобретения.
[0017]
Авторы настоящего изобретения изучили стойкость к сульфидному растрескиванию под напряжением стальной трубы из низколегированного сплава для нефтяных скважин. В итоге авторы настоящего изобретения получили следующие результаты.
[0018]
Если стальная труба подвергается отпуску при низкой температуре, осаждается большое количество мелкозернистого цементита. Осажденный мелкозернистый цементит имеет плоскую морфологию. Кроме того, если температура отпуска является низкой, плотность дислокаций не уменьшается. Водород, попавший в сталь, захватывается на границе между мелкозернистым цементитом, имеющим плоскую морфологию, и материнской фазой. Водород, попавший в сталь, также захватывается в дислокациях в стали. Сульфидное растрескивание под напряжением вероятно вызывается водородом, захваченным на границе между мелким цементитом и материнской фазой, а также в дислокациях. Следовательно, если образуется большое количество мелкого цементита, и плотность дислокаций является высокой, стойкость к сульфидному растрескиванию под напряжением ухудшается.
[0019]
Для того, чтобы противостоять этому, Мо и V, которые являются элементами сплава, улучшающими стойкость к размягчению при отпуске, содержатся в стальной трубе, и эта стальная труба подвергается отпуску при высокой температуре. В этом случае плотность дислокаций уменьшается. Следовательно, стойкость к сульфидному растрескиванию под напряжением улучшается. В дополнение к этому, в случае выполнения отпуска при высокой температуре цементит превращается в грубый цементит. Как было упомянуто выше, мелкий цементит является плоским, и сульфидное растрескивание под напряжением может быть индуцировано на его поверхности. В противоположность этому грубый цементит приобретает сферическую форму, так что его удельная поверхность уменьшается. Следовательно, по сравнению с мелким цементитом грубый цементит с гораздо меньшей вероятностью инициирует образование сульфидного растрескивания под напряжением. Соответственно, вместо мелкого цементита формируется грубый цементит, улучшая тем самым стойкость к сульфидному растрескиванию под напряжением.
[0020]
В то же время цементит улучшает прочность стальной трубы посредством дисперсионного твердения. Как уже было упомянуто выше, если отпуск выполняется при высокой температуре, образуется грубый цементит, но лишь в небольшом количестве. В этом случае, хотя может быть достигнута превосходная стойкость к сульфидному растрескиванию под напряжением, трудно достичь предела пластической деформации, равного 827 МПа или больше.
[0021]
Настоящий вариант осуществления выполнен с возможностью увеличения количества грубых частиц цементита, каждая из которых имеет диаметр эквивалентной окружности 200 нм или больше, получая тем самым стальную трубу для нефтяных скважин, имеющую высокую прочность, равную 827 МПа или больше, а также превосходную стойкость к сульфидному растрескиванию под напряжением. Грубый цементит, частицы которого имеют диаметр эквивалентной окружности 200 нм или больше, упоминается в дальнейшем как «грубый цементит».
[0022]
Для того, чтобы получить вышеописанную стальную трубу для нефтяных скважин, при отпуске выполняется низкотемпературный отпуск при температуре от 600°C до 650°C, и после этого выполняется высокотемпературный отпуск при температуре от 670°C до 720°C. В этом случае при низкотемпературном отпуске формируется большое количество мелких частиц цементита. Мелкие частицы цементита служат ядрами для грубых частиц цементита. За счет осаждения большого количества мелких частиц цементита при низкотемпературном отпуске большое количество мелких частиц цементита растет при высокотемпературном отпуске, и, следовательно, формируется большое количество грубых частиц цементита. Следовательно, численная плотность грубого цементита увеличивается. Соответственно, становится возможным получить стальную трубу для нефтяных скважин, имеющую высокую прочность, равную 827 МПа или больше, а также превосходную стойкость к сульфидному растрескиванию под напряжением.
[0023]
Стальная труба из низколегированного сплава для нефтяных скважин в соответствии с настоящим изобретением, которое было достигнуто на основе вышеописанных находок, имеет следующий химический состав: С: больше чем 0,35 мас.% и до 0,65 мас.%; Si: от 0,05 мас.% до 0,50 мас.%; Mn: от 0,10 мас.% до 1,00 мас.%; Cr: от 0,40 мас.% до 1,50 мас.%; Mo: от 0,50 мас.% до 2,00 мас.%; V: от 0,05 мас.% до 0,25 мас.%; Nb: от 0,01 мас.% до 0,04 мас.%; раств. Al: от 0,005 мас.% до 0,10 мас.%; N: 0,007 мас.% или меньше; Ti: от 0 мас.% до 0,012 мас.%; Ca: от 0 мас.% до 0,005 мас.%; с остатком, представляющим собой Fe и примеси, причем примеси содержат: P: 0,020 мас.% или меньше; S: 0,002 мас.% или меньше; O: 0,006 мас.% или меньше; Ni: 0,10 мас.% или меньше; Cu: 0,03 мас.% или меньше; и B: 0,0005 мас.% или меньше. В микроструктуре количество частиц цементита, каждая из которых имеет диаметр эквивалентной окружности 200 нм или больше, составляет 200 частиц/100 мкм2 или больше. Предел текучести вышеупомянутой стальной трубы из низколегированного сплава для нефтяных скважин составляет 827 МПа или больше.
[0024]
Далее будет подробно описана стальная труба из низколегированного сплава для нефтяных скважин в соответствии с настоящим вариантом осуществления.
[0025]
[Химический состав]
Химический состав стальной трубы из низколегированного сплава для нефтяных скважин в соответствии с настоящим вариантом осуществления включает в себя следующие элементы. Проценты в химическом составе означают массовые проценты.
[0026]
C: больше чем 0,35 мас.% и до 0,65 мас.%
Содержание углерода (C) в стальной трубе из низколегированного сплава для нефтяных скважин в соответствии с настоящим вариантом осуществления является более высоким, чем в обычной стальной трубе из низколегированного сплава для нефтяных скважин. Углерод измельчает субмикроструктуру мартенсита и улучшает прочность стали. Углерод также образует карбид, улучшая прочность стали. Если содержание углерода является высоким, это способствует сфероидизации карбида, и стойкость к сульфидному растрескиванию под напряжением улучшается. Например, карбид может быть цементитом и карбидом легирующего элемента (карбид Мо, карбид V, карбид Nb, карбид Ti и т.п.). Чрезмерно низкое содержание C не позволяет достичь вышеописанного эффекта. Например, количество осажденных частиц цементита является чрезмерно малым, так что прочность стали ухудшается. С другой стороны, чрезмерно высокое содержание C скорее ухудшает ударную вязкость стали при закалке, что приводит к увеличению склонности к образованию трещин при закалке. Углерод является элементом, который стабилизирует аустенит. Следовательно, если содержание C является чрезмерно высоким, объемная доля остаточного аустенита становится чрезмерно высокой, что вызывает изменения в прочности. Соответственно, содержание C составляет больше чем 0,35 мас.% и до 0,65 мас.%. Предпочтительный нижний предел содержания C составляет 0,38 мас.%, более предпочтительно 0,45 мас.%, и еще более предпочтительно 0,50 мас.%. Предпочтительный верхний предел содержания C составляет 0,60 мас.%, и более предпочтительно 0,58 мас.%.
[0027]
Si: от 0,05 мас.% до 0,50 мас.%
Кремний (Si) раскисляет сталь. Чрезмерно низкое содержание Si не позволяет достичь этого эффекта. С другой стороны, чрезмерно высокое содержание Si скорее ухудшает стойкость к сульфидному растрескиванию под напряжением. Соответственно, содержание Si составляет от 0,05 мас.% до 0,50 мас.%. Предпочтительный нижний предел содержания Si составляет 0,10 мас.%, и более предпочтительно 0,17 мас.%. Предпочтительный верхний предел содержания Si составляет 0,40 мас.%, и более предпочтительно 0,35 мас.%.
[0028]
Mn: от 0,10 мас.% до 1,00 мас.%
Марганец (Mn) раскисляет сталь. Чрезмерно низкое содержание Mn не позволяет достичь этого эффекта. С другой стороны, чрезмерно высокое содержание Mn вызывает сегрегацию на границах зерна с загрязняющими элементами, такими как фосфор (P) и сера (S). В этом случае стойкость стали к сульфидному растрескиванию под напряжением ухудшается. Соответственно, содержание Mn составляет от 0,10 мас.% до 1,00 мас.%. Предпочтительный нижний предел содержания Mn составляет 0,20 мас.%, и более предпочтительно 0,25 мас.%. Предпочтительный верхний предел содержания Mn составляет 0,75 мас.%, и более предпочтительно 0,50 мас.%.
[0029]
Cr: от 0,40 мас.% до 1,50 мас.%
Хром (Cr) улучшает закаливаемость стали, а также улучшает прочность стали. Чрезмерно низкое содержание Cr не позволяет достичь вышеописанного эффекта. С другой стороны, чрезмерно высокое содержание Cr скорее ухудшает ударную вязкость и стойкость стали к сульфидному растрескиванию под напряжением. Соответственно, содержание Cr составляет от 0,40 мас.% до 1,50 мас.%. Предпочтительный нижний предел содержания Cr составляет 0,43 мас.%, и более предпочтительно 0,48 мас.%. Предпочтительный верхний предел содержания Cr составляет 0,90 мас.%, и более предпочтительно 0,70 мас.%.
[0030]
Mo: от 0,50 мас.% до 2,00 мас.%
Молибден (Мо) образует карбид, а также улучшает стойкость стали к размягчению при отпуске. В результате Мо способствует повышению стойкости к сульфидному растрескиванию под напряжением за счет высокотемпературного отпуска. Чрезмерно низкое содержание Mо не позволяет достичь этого эффекта. С другой стороны, чрезмерно высокое содержание Мо скорее насыщает вышеописанный эффект. Соответственно, содержание Мо составляет от 0,50 мас.% до 2,00 мас.%. Предпочтительный нижний предел содержания Мо составляет 0,60 мас.%, и более предпочтительно 0,65 мас.%. Предпочтительный верхний предел содержания Мо составляет 1,6 мас.%, и более предпочтительно 1,3 мас.%.
[0031]
V: от 0,05 мас.% до 0,25 мас.%
Ванадий (V) образует карбид и улучшает стойкость стали к размягчению при отпуске, аналогично молибдену. В результате ванадий способствует повышению стойкости к сульфидному растрескиванию под напряжением за счет высокотемпературного отпуска. Чрезмерно низкое содержание ванадия не позволяет достичь вышеописанного эффекта. С другой стороны, чрезмерно высокое содержание ванадия скорее ухудшает ударную вязкость стали. Соответственно, содержание ванадия составляет от 0,05 мас.% до 0,25 мас.%. Предпочтительный нижний предел содержания ванадия составляет 0,07 мас.%. Предпочтительный верхний предел содержания ванадия составляет 0,15 мас.%, и более предпочтительно 0,12 мас.%.
[0032]
Nb: от 0,01 мас.% до 0,04 мас.%
Ниобий (Nb) образует карбид, нитрид, или карбонитрид в комбинации с углеродом или азотом. Эти выделения (карбид, нитрид и карбонитрид) совершенствуют субмикроструктуру стали за счет эффекта скрепления и улучшают стойкость стали к сульфидному растрескиванию под напряжением. Чрезмерно низкое содержание ниобия не позволяет достичь этого эффекта. С другой стороны, чрезмерно высокое содержание ниобия формирует чрезмерные выделения и дестабилизирует стойкость стали к сульфидному растрескиванию под напряжением. Соответственно, содержание Nb составляет от 0,01 мас.% до 0,04 мас.%. Предпочтительный нижний предел содержания ниобия составляет 0,012 мас.%, и более предпочтительно 0,015 мас.%. Предпочтительный верхний предел содержания ниобия составляет 0,035 мас.%, и более предпочтительно 0,030 мас.%.
[0033]
Раств. Al: от 0,005 мас.% до 0,10 мас.%
Алюминий (Al) раскисляет сталь. Чрезмерно низкое содержание Al не позволяет достичь этого эффекта и ухудшает стойкость стали к сульфидному растрескиванию под напряжением. С другой стороны, чрезмерно высокое содержание Al приводит к укрупнению включений, что ухудшает стойкость стали к сульфидному растрескиванию под напряжением. Соответственно, содержание Al составляет от 0,005 мас.% до 0,10 мас.%. Предпочтительный нижний предел содержания алюминия составляет 0,010 мас.%, и более предпочтительно 0,020 мас.%. Предпочтительный верхний предел содержания алюминия составляет 0,07 мас.%, и более предпочтительно 0,06 мас.%. «Содержание Al», упоминаемое в настоящем описании, обозначает содержание «кислоторастворимого Al», то есть «раств. Al».
[0034]
N: 0,007 мас.% или меньше.
Азот (N) неизбежно содержится в стали. Азот образует грубый нитрид и ухудшает стойкость стали к сульфидному растрескиванию под напряжением. Соответственно, содержание N составляет 0,007 мас.% или меньше. Предпочтительное содержание N составляет 0,005 мас.% или меньше, и более предпочтительно 0,0045 мас.% или меньше.
[0035]
Если Ti, описываемый ниже, содержится в стали, азот образует TiN и тем самым измельчает зерна. В этом случае предпочтительный нижний предел содержания N составляет 0,002 мас.%.
[0036]
Ti: от 0 мас.% до 0,012 мас.%
Титан (Ti) является дополнительным элементом, и может не содержаться. Если он содержится, Ti образует нитрид и измельчает зерна за счет эффекта скрепления. Однако чрезмерно высокое содержание Ti огрубляет нитрид Ti, что ухудшает стойкость стали к сульфидному растрескиванию под напряжением. Соответственно, содержание Ti составляет от 0 мас.% до 0,012 мас.%. Предпочтительный нижний предел содержания титана составляет 0,003 мас.%, и более предпочтительно 0,005 мас.%. Предпочтительный верхний предел содержания титана составляет 0,008 мас.%.
[0037]
Ca: от 0 мас.% до 0,005 мас.%
Кальций (Ca) является дополнительным элементом, и может не содержаться. Если он содержится, Ca образует сульфид в комбинации с серой в стали и улучшает морфологию включений. В этом случае ударная вязкость стали улучшается. Однако чрезмерно высокое содержание Ca увеличивает включения, что ухудшает стойкость стали к сульфидному растрескиванию под напряжением. Соответственно, содержание Ca составляет от 0 мас.% до 0,005 мас.%. Предпочтительный нижний предел содержания кальция составляет 0,0005 мас.%, и более предпочтительно 0,001 мас.%. Предпочтительный верхний предел содержания кальция составляет 0,003 мас.%, и более предпочтительно 0,002 мас.%.
[0038]
Остаток в химическом составе стальной трубы из низколегированного сплава для нефтяных скважин в соответствии с настоящим вариантом осуществления включает в себя Fe и примеси. Примеси, упоминаемые в настоящем документе, обозначают элементы, которые поступают из руд и отходов, используемых в качестве сырья для стали, из окружающей среды производственных процессов и т.п. В настоящем варианте осуществления содержание каждого из P, S, O, Ni и Cu в примесях определяется следующим образом.
[0039]
P: 0,020 мас.% или меньше
Фосфор (P) является примесью. Фосфор сегрегирует на границах зерна и ухудшает стойкость стали к сульфидному растрескиванию под напряжением. Соответственно, содержание фосфора составляет 0,020 мас.% или меньше. Предпочтительное содержание фосфора составляет 0,015 мас.% или меньше, и более предпочтительно 0,010 мас.% или меньше. Предпочтительно уменьшать содержание фосфора в стали до минимально возможного уровня.
[0040]
S: 0,002 мас.% или меньше.
Сера (S) является примесью. Сера сегрегирует на границах зерна и ухудшает стойкость стали к сульфидному растрескиванию под напряжением. Соответственно, содержание серы составляет 0,002 мас.% или меньше. Предпочтительное содержание серы составляет 0,0015 мас.% или меньше, и более предпочтительно 0,001 мас.% или меньше. Предпочтительно уменьшать содержание серы в стали до минимально возможного уровня.
[0041]
O: 0,006 мас.% или меньше.
Кислород (O) является примесью. Кислород образует грубый оксид и ухудшает коррозийную стойкость стали. Соответственно, содержание кислорода составляет 0,006 мас.% или меньше. Предпочтительное содержание кислорода составляет 0,004 мас.% или меньше, и более предпочтительно 0,0015 мас.% или меньше. Предпочтительно уменьшать содержание кислорода в стали до минимально возможного уровня.
[0042]
Ni: 0,10 мас.% или меньше
Никель (Ni) является примесью. Ni ухудшает стойкость стали к сульфидному растрескиванию под напряжением. Если содержание Ni составляет больше чем 0,10 мас.%, стойкость к сульфидному растрескиванию под напряжением становится значительно ухудшенной. Соответственно, содержание Ni в качестве загрязняющего элемента составляет 0,10 мас.% или меньше.
[0043]
Cu: 0,03 мас.% или меньше
Медь (Cu) является примесью. Медь делает сталь хрупкой и ухудшает стойкость стали к сульфидному растрескиванию под напряжением. Соответственно, содержание Cu составляет 0,03 мас.% или меньше. Предпочтительное содержание Cu составляет 0,02 мас.% или меньше.
[0044]
B: 0,0005 мас.% или меньше.
Бор (B) является примесью. Бор образует M23(CB)6 на границах зерна и ухудшает стойкость стали к сульфидному растрескиванию под напряжением. Небольшое количество эффективного B (не связанного с N) является эффективным для улучшения закаливаемости, но относительно трудно устойчиво гарантировать необходимое небольшое количество эффективного B в диапазоне содержания Ti настоящего варианта осуществления. Соответственно, содержание B составляет 0,0005 мас.% или меньше. Предпочтительное содержание B составляет 0,0003 мас.% или меньше.
[0045]
[Микроструктура]
Микроструктура стальной трубы из низколегированного сплава для нефтяных скважин, имеющего вышеупомянутый химический состав, формируется из мартенсита отпуска и остаточного аустенита в количестве от 0 об.% до менее чем 2 об.%.
[0046]
Микроструктура стальной трубы из низколегированного сплава для нефтяных скважин в соответствии с настоящим изобретением по существу представляет собой микроструктуру мартенсита отпуска. Следовательно, предел текучести стальной трубы из низколегированного сплава для нефтяных скважин является высоким. В частности, предел текучести стальной трубы из низколегированного сплава для нефтяных скважин настоящего варианта осуществления составляет 827 МПа или больше (класса 120 ksi или больше). Предел пластической деформации, упоминаемый в настоящем описании, определяется способом полного удлинения на 0,7%.
[0047]
В вышеупомянутой стальной трубе из низколегированного сплава для нефтяных скважин в некоторых случаях остаточный аустенит остается после закалки. Остаточный аустенит вызывает изменения в прочности. Соответственно, объемная доля (%) остаточного аустенита составляет меньше чем 2% в настоящем варианте осуществления. Объемная доля остаточного аустенита предпочтительно является настолько малой, насколько это возможно. Соответственно, предпочтительно, чтобы в микроструктуре вышеупомянутой стальной трубы из низколегированного сплава для нефтяных скважин объемная доля остаточного аустенита составляла 0% (то есть чтобы микроструктура была сформирована из мартенсита отпуска).
[0048]
Путем управления содержанием углерода (C) в стальной трубе из низколегированного сплава для нефтяных скважин и температурой остановки охлаждения во время закалки возможно подавить объемную долю остаточного аустенита так, чтобы она была меньше чем 2%. В частности, содержание C в стальной трубе из низколегированного сплава для нефтяных скважин устанавливается равным 0,65 мас.% или меньше. В дополнение к этому, температура остановки охлаждения во время закалки устанавливается равной 50°C или меньше. С помощью этой конфигурации возможно подавить объемную долю остаточного аустенита так, чтобы она была меньше чем 2%.
[0049]
Объемная доля остаточного аустенита определяется путем использования рентгеновского дифракционного анализа с помощью следующего процесса. Берутся образцы, включающие в себя центральные части толщины стенки произведенных стальных труб из низколегированного сплава для нефтяных скважин. Поверхность каждого образца подвергается химическому полированию. Рентгеновский дифракционный анализ выполняется на каждой химически отполированной поверхности при использовании лучей CoKα в качестве падающих рентгеновских лучей. В частности, используя каждый образец, находятся поверхностные интегрированные интенсивности для плоскости (200) и плоскости (211) в фазе феррита (α-фазе), а также поверхностные интегрированные интенсивности для плоскости (200), плоскости (220) и плоскости (311) в фазе остаточного аустенита (γ-фазе). Затем объемная доля Vγ (%) вычисляется с использованием Формулы (1) для каждой комбинации между каждой плоскостью в α-фазе и каждой плоскостью в γ-фазе (всего 6 наборов). Среднее значение объемных долей Vγ (%) этих шести наборов определяется как объемная доля (%) остаточного аустенита.
Vγ=100/(1+(Iα×Rγ)/(Iγ×Rα)) (1),
где «Iα« и «Iγ« представляют собой интегрированные интенсивности α-фазы и γ-фазы. «Rα« и «Rγ« представляют собой соответствующие масштабные множители α-фазы и γ-фазы, и эти значения получаются посредством кристаллографического логического вычисления, основанного на типах веществ и направлениях плоскостей.
[0050]
Вышеупомянутая микроструктура может быть получена путем выполнения следующего способа производства.
[0051]
[Номер размера предшествующего аустенитного зерна]
В настоящем варианте осуществления предпочтительно, чтобы определенный в соответствии со стандартом ASTM E112 номер размера предшествующего аустенитного зерна (также называемого в дальнейшем пред-γ зерном) в вышеупомянутой микроструктуре составлял 9,0 или больше. Если этот номер зерна составляет 9,0 или больше, возможно достичь превосходной стойкости к сульфидному растрескиванию под напряжением, даже если предел текучести составляет 827 МПа или больше. Предпочтительный номер пред-γ зерна составляет 9,5 или больше.
[0052]
Номер пред-γ зерна может быть измерен путем использования стального материала после закалки и до отпуска (так называемый материал в состоянии после закалки), или путем использования материала отпущенной стали (называемого отпущенным материалом). Размер предшествующего аустенитного зерна никогда не изменяется при отпуске. Соответственно, размер предшествующего аустенитного зерна остается тем же самым при использовании любого из материалов в состоянии после закалки и отпущенных материалов. Если используется сталь, имеющая вышеупомянутый химический состав, номер предшествующего аустенитного зерна становится равным 9,0 или больше посредством известной закалки, которая будет описана позже.
[0053]
[Размер грубого цементита]
Вышеупомянутая стальная труба из низколегированного сплава для нефтяных скважин включает в себя частицы цементита, каждая из которых имеет размер 200 нм или больше в терминах диаметра эквивалентной окружности. Как было упомянуто выше, водород, попадающий в сталь, захватывается на границе между цементитом и материнской фазой. Цементит, частица которого имеет размер 200 нм или больше в терминах диаметра эквивалентной окружности, (грубый цементит) имеет меньшую удельную поверхность по сравнению с удельной поверхностью измельченного цементита. Следовательно, если цементит огрубляется, границы между цементитом и материнской фазой уменьшаются. Уменьшение границ уменьшает места захвата водорода, улучшая тем самым стойкость к сульфидному растрескиванию под напряжением стальной трубы из низколегированного сплава для нефтяных скважин. В то же время мелкий цементит имеет более высокую удельную поверхность по сравнению с грубым цементитом. В дополнение к этому, мелкий цементит имеет игольчатую морфологию или плоскую морфологию. В этом случае удельная поверхность цементита дополнительно увеличивается. Следовательно, мелкий цементит может стать инициатором возникновения сульфидного растрескивания под напряжением. Соответственно, размер цементита составляет 200 нм или больше в терминах диаметра эквивалентной окружности. Верхний предел размера цементита не ограничивается каким-либо конкретным размером, но составляет, например, 350 нм.
[0054]
Путем правильного выбора условий термической обработки на стадии высокотемпературного отпуска, которая будет описана позже, возможно укрупнять цементит.
[0055]
[Количество крупный частиц цементита]
В вышеупомянутой субструктуре количество крупных частиц цементита CN составляет 200 частиц/100 мкм2 или больше.
[0056]
Цементит улучшает предел текучести стальной трубы. Следовательно, при увеличении количества частиц цементита предел текучести стальной трубы улучшается. В частности, если количество частиц цементита составляет 200 частиц/100 мкм2 или больше, предел текучести стальной трубы улучшается.
[0057]
Путем правильного выбора химического состава и условий термической обработки на стадии отпуска, которая будет описана позже, возможно огрубить (укрупнять) цементит. Если цементит укрупняется, количество мелких частиц цементита уменьшается. В результате стойкость к сульфидному растрескиванию под напряжением улучшается. В частности, если количество частиц цементита CN, каждая из которых имеет диаметр эквивалентной окружности 200 нм или больше, составляет 200 частиц/100 мкм2 или больше, можно достичь превосходной стойкости к сульфидному растрескиванию под напряжением, даже если стальная труба имеет предел пластической деформации, равный 827 МПа или больше.
[0058]
Предпочтительный нижний предел количества крупных частиц цементита CN составляет 220 частиц/100 мкм2. Верхний предел количества крупных частиц цементита CN не ограничивается каким-либо конкретным значением, но в случае вышеупомянутого химического состава предпочтительным верхним пределом количества крупных частиц цементита CN является 500 частиц/100 мкм2.
[0059]
Количество мелких частиц цементита трудно измерить напрямую. По этой причине вместо этого используется измерение количества крупных частиц цементита. Общее количество цементита определяется содержанием углерода в стали. Следовательно, если количество крупных частиц цементита увеличивается, количество мелких частиц цементита становится меньше. Количество крупных частиц цементита CN измеряется следующим способом.
[0060]
Берутся образцы, включающие в себя центральные части толщины стенки стальных труб. У каждого образца каждой стальной трубы полируется поверхность, эквивалентная поверхности поперечного сечения (поверхность, перпендикулярная к осевому направлению стальной трубы, называемая в дальнейшем поверхностью наблюдения). Каждая поверхность наблюдения после полировки травится с использованием травильного реагента ниталь. В частности, каждая поверхность наблюдения погружается в травильный реагент ниталь (смесь 3% азотной кислоты и 97% этилового спирта) на 10 с при обычной температуре и травится.
[0061]
Используя сканирующий электронный микроскоп, наблюдаются любые 10 полей зрения на каждой протравленной поверхности наблюдения. Каждое поле зрения имеет площадь 10 мкм×10 мкм. В каждом поле зрения находится каждая область множественных частиц цементита. Площадь каждой частицы цементита может быть найдена, например, с использованием программного обеспечения для обработки изображений Image J1,47v. Диаметр круга, имеющего ту же самую площадь, определяется как диаметр эквивалентной окружности интересующей частицы цементита.
[0062]
В каждом поле зрения идентифицируются частицы цементита, каждая из которых имеет диаметр эквивалентной окружности 200 нм или больше (то есть крупные частицы цементита). Находится общее количество крупных частиц цементита TN во всех этих 10 полях зрения. Используя общее количество TN, количество крупных частиц цементита CN находится на основе Формулы (2).
CN=TN/10 (2)
Количество грубых частиц цементита может быть измерено вышеописанным образом.
[0063]
[Способ производства]
Далее будет объяснен один пример способа производства стальной трубы из низколегированного сплава для нефтяных скважин в соответствии с настоящим вариантом осуществления. В этом примере будет описан способ производства бесшовной стальной трубы (стальной трубы из низколегированного сплава для нефтяных скважин). Способ производства бесшовной стальной трубы включает в себя стадию изготовления трубы, стадию закалки и стадию отпуска.
[0064]
[Стадия изготовления трубы]
Сталь, имеющая вышеупомянутый химический состав, плавится и сплавляется путем использования какого-либо известного способа. После этого расплавленная сталь формируется в непрерывно разливаемый материал посредством, например, процесса непрерывного литья. Непрерывно разливаемый материал представляет собой, например, слябы, блюмы или биллеты. Альтернативно расплавленная сталь может быть сформирована в слитки металла посредством процесса изготовления слитков металла.
[0065]
Слябы, блюмы или или слитки металла подвергаются горячей обработке для получения биллетов. Биллеты могут быть сформированы с помощью горячей прокатки или горячей ковки стали.
[0066]
Эти биллеты подвергаются горячей обработке для получения черновых труб. Сначала биллеты нагреваются в нагревательной печи. Биллеты, извлеченные из нагревательной печи, подвергаются горячей обработке для получения черновых труб (бесшовных стальных труб). Например, в качестве горячей обработки для получения черновых труб выполняется процесс Маннесмана. В этом случае круглые заготовки прокатываются и прошиваются на прошивном стане. Прошитые круглые заготовки подвергаются дополнительной горячей прокатке на непрерывном трубопрокатном стане, обжимном стане, калибровочном стане и т.п. для получения черновых труб. Черновые трубы могут быть произведены из заготовок с помощью других способов горячей обработки.
[0067]
[Стадия закалки]
Черновые трубы после горячей обработки подвергаются закалке и отпуску. Температура закалки равна температуре точки AC3 или выше. Предпочтительный верхний предел температуры закалки составляет 930°C. Если температура закалки является высокой, частицы аустенита становятся укрупненными. В этом случае номер предшествующего аустенитного зерна становится меньше чем 9,0, и таким образом стойкость к сульфидному растрескиванию под напряжением ухудшается. Предпочтительная температура закалки составляет 910°C или меньше.
[0068]
Во время закалки предпочтительная скорость охлаждения черновой трубы в диапазоне температур от 500°C до 1000°C составляет от 1°C/с до 15°C/с. Если скорость охлаждения в вышеупомянутом диапазоне температур является чрезмерно большой, в некоторых случаях могут образовываться закалочные трещины. С другой стороны, если скорость охлаждения в вышеупомянутом диапазоне температур является чрезмерно малой, в микроструктуре образуется большое количество бейнита, и таким образом количество мартенсита в микроструктуре уменьшается. Температура остановки охлаждения во время закалки составляет 50°C или меньше. Тем самым объемная доля остаточного аустенита может быть подавлена до величины менее чем 2%.
[0069]
Номер предшествующего аустенитного зерна черновой трубы после вышеупомянутой стадии закалки становится равным 9,0 или больше. Номер предшествующего аустенитного зерна никогда не изменяется даже после описываемого ниже отпуска.
[0070]
[Стадия отпуска]
Стадия отпуска включает в себя стадию низкотемпературного отпуска и стадию высокотемпературного отпуска.
[0071]
[Стадия низкотемпературного отпуска]
Сначала выполняется стадия низкотемпературного отпуска. Температура TL отпуска на стадии низкотемпературного отпуска составляет от 600°C до 650°C. Значение параметра Ларсона-Миллера LMPL на стадии низкотемпературного отпуска составляет от 17700 до 18750.
Параметр Ларсона-Миллера определяется Формулой (3).
LMP=(T+273)×(20+log(t)) (3)
В Формуле (3) T обозначает температуру отпуска (°C), а t обозначает время (час).
[0072]
Стадия отпуска включает в себя процесс нагревания и процесс выдержки. Параметр Ларсона-Миллера, учитывающий процесс нагревания, может быть найден путем вычисления интегрированного параметра отпуска в соответствии с Непатентным документом 1 (TSUCHIYAMA, Toshihiro, 2002, «Physical Meaning of Tempering Parameter and Its Application for Continuous Heating or Cooling Heat Treatment Process». «Heat Treatment» Vol. 42(3): pp.163-166).
[0073]
В способе вычисления вышеупомянутого интегрированного параметра отпуска время от начала нагревания до конца нагревания делится на микроотрезки Δt общим количеством N. В настоящем документе средняя температура на (n-1)-ом микроотрезке времени определяется как Tn-1, а средняя температура на n-ом микроотрезке времени определяется как Tn. Параметр Ларсона-Миллера LMP (1), соответствующий первому микроотрезку времени (при n=1) может быть получен с помощью следующей формулы.
LMP (1)= (T1+273) × (20+log(Δt))
LMP (1) может быть описан как значение, эквивалентное LMP, вычисленному на основе температуры T2 и времени нагрева t2 с помощью следующей формулы.
(T1+273) × (20+log(Δt)) =(T2+273) × (20+log(t2))
Время t2 является временем (эквивалентным временем), необходимым для получения LMP при температуре T2, эквивалентного интегрированному значению LMP, вычисленному на основе нагревания на микроотрезке времени перед вторым микроотрезком времени. Время нагрева на втором микроотрезке времени (температура T2) является временем, получаемым путем добавления фактического времени нагрева Δt ко времени t2. Соответственно значение LMP (2), которое является интегрированным значением LMP, когда нагревание на втором микроотрезке времени заканчивается, может быть получено с помощью следующей формулы.
LMP (2)= (T2+273) × (20+log(t2+Δt))
Путем обобщения этой формулы можно получить следующую формулу.
LMP (n)= (Tn+273) × (20+log(tn+ Δt))
LMP (n) представляет собой интегрированное значение LMP, когда нагревание на n-ом микроотрезке времени заканчивается. Время tn представляет собой эквивалентное время, необходимое для получения при температуре Tn LMP, эквивалентного интегрированному значению LMP, когда нагревание на (n-1)-ом микроотрезке времени заканчивается. Время tn может быть получено с помощью Формулы (4).
log(tn)=((Tn-1+273)/(Tn+273))× (20+log(tn-1))- 20 (4)
[0074]
На стадии низкотемпературного отпуска, как было описано выше, большое количество C (углерода), пересыщенно растворенного в мартенсите, выделяется как цементит. Выделившийся цементит на этой стадии представляет собой мелкий цементит, и служит ядром для грубого (крупного) цементита. Чрезмерно низкая температура TL низкотемпературного отпуска или чрезмерно низкое значение LMPL приводит к малому количеству выделившегося цементита. С другой стороны, чрезмерно высокая температура TL низкотемпературного отпуска или чрезмерно высокое значение LMPL вызывает рост грубого цементита, но приводит к малому количеству выделившегося цементита.
[0075]
Если температура TL низкотемпературного отпуска составляет от 600°C до 650°C, а значение LMPL составляет от 17700 до 18750, большое количество мелкого цементита, служащего ядром для крупного цементита, выделяется на стадии низкотемпературного отпуска.
[0076]
[Стадия высокотемпературного отпуска]
Стадия высокотемпературного отпуска выполняется после стадии низкотемпературного отпуска. На стадии высокотемпературного отпуска мелкий цементит, выделившийся на стадии низкотемпературного отпуска, огрубляется, формируя тем самым грубый цементит. Соответственно, становится возможным препятствовать тому, чтобы цементит стал инициатором сульфидного растрескивания под напряжением, а также улучшить прочность стали с помощью крупного цементита.
[0077]
На стадии высокотемпературного отпуска плотность дислокаций в стали уменьшается. Водород, попадающий в сталь, захватывается дислокациями и становится инициатором сульфидного растрескивания под напряжением. Следовательно, если плотность дислокаций уменьшается, стойкость к сульфидному растрескиванию под напряжением улучшается. Плотность дислокаций в стали уменьшается при выполнении стадии высокотемпературного отпуска. Соответственно, стойкость к сульфидному растрескиванию под напряжением улучшается.
[0078]
С целью достижения вышеописанного эффекта температура отпуска TH на стадии высокотемпературного отпуска составляет от 670°C до 720°C, и параметр Ларсона-Миллера LMPH, определяемый Формулой (3) и Формулой (4), составляет от 18500 до 20500.
[0079]
Если температура отпуска TH является чрезмерно низкой, или параметр Ларсона-Миллера LMPH является чрезмерно низким, цементит не огрубляется, и количество крупных частиц цементита становится меньше чем 200 частиц/100 мкм2. Кроме того, плотность дислокаций уменьшается в недостаточной степени. Следовательно, стойкость к сульфидному растрескиванию под напряжением ухудшается.
[0080]
С другой стороны, если температура отпуска TH является чрезмерно высокой, или параметр Ларсона-Миллера LMPH является чрезмерно высоким, плотность дислокаций уменьшается чрезмерно. В этом случае предел текучести стальной трубы, имеющей вышеупомянутый химический состав, становится меньше чем 827 МПа.
[0081]
На стадии отпуска настоящего варианта осуществления, как было упомянуто выше, может быть выполнен двухступенчатый отпуск, включающий в себя стадию низкотемпературного отпуска и стадию высокотемпературного отпуска. В частности, стальная труба охлаждается до обычной температуры после выполнения стадии низкотемпературного отпуска. После этого стадия высокотемпературного отпуска выполняется путем нагрева стальной трубы, имеющей обычную температуру. Альтернативно, немедленно после выполнения стадии низкотемпературного стадия высокотемпературного отпуска может быть выполнена путем нагрева стальной трубы до температуры высокотемпературного отпуска TH без охлаждения стальной трубы.
[0082]
Альтернативно стадия низкотемпературного отпуска и стадия высокотемпературного отпуска могут непрерывно выполняться таким образом, что температура стальной трубы повышается до высокотемпературного диапазона с низкой скоростью нагревания для того, чтобы увеличить время выдержки в диапазоне температур от 600°C до 650°C (отпуск с медленным увеличением температуры). Например, во время отпуска стальной трубы после закалки стальная труба непрерывно нагревается до температуры 710°C со средней скоростью нагревания 3°C/мин или меньше в диапазоне температур от 500°C до 700°C, после чего стальная труба выдерживается при температуре 710°C в течение предопределенного времени (например, в течение 60 мин). В этом случае, требуется только, чтобы интегрированное значение параметра Ларсона-Миллера LMPL в диапазоне температур низкотемпературного отпуска TL (то есть в диапазоне от 600°C до 650°C) составляло от 17700 до 18750, и чтобы интегрированное значение параметра Ларсона-Миллера LMPH в диапазоне температур высокотемпературного отпуска TH (то есть в диапазоне от 670°C до 720°C) составляло от 18500 до 20500. Другими словами, на стадии отпуска, если значение LMPL в диапазоне температур низкотемпературного отпуска TL удовлетворяет вышеупомянутому условию, и значение LMPH в диапазоне температур высокотемпературного отпуска TH удовлетворяет вышеупомянутому условию, способ отпуска не ограничивается каким-либо конкретным способом.
[0083]
Посредством вышеописанного способа производства производится бесшовная стальная труба из низколегированного сплава в соответствии с настоящим вариантом осуществления. Микроструктура произведенной бесшовной стальной трубы формируется из мартенсита отпуска и остаточного аустенита в количестве от 0 мас.% до менее чем 2 мас.%. В дополнение к этому, номер предшествующего аустенитного зерна составляет 9,0 или больше. В результате выполнения вышеописанной стадии отпуска количество грубых частиц цементита CN в микроструктуре становится равным 200 частиц/100 мкм2 или больше.
[0084]
[Термическая обработка, отличающаяся от закалки и отпуска]
В способе производства настоящего варианта осуществления другая термическая обработка (промежуточная термическая обработка) может быть выполнена дополнительно после стадии создания трубы и перед стадией закалки. Например, черновая труба после горячей обработки может быть подвергнута нормализующей обработке. В частности, черновая труба после горячей обработки выдерживается при температуре выше, чем температура точки A3 (например, от 850°C до 930°C) в течение предопределенного времени, после чего черновая труба охлаждается. Время выдержки составляет, например, от 15 до 130 мин.
[0085]
При нормализующей обработке черновая труба после горячей обработки обычно охлаждается до обычной температуры, и после этого нагревается до температуры точки AC3 или выше. Однако нормализующая обработка в настоящем варианте осуществления может быть выполнена таким образом, что черновая труба после горячей обработки выдерживается при температуре точки AC3 или выше сразу после горячей обработки.
[0086]
За счет выполнения нормализующей обработки предшествующие аустенитные зерна дополнительно измельчаются. В частности, если черновая труба, подвергнутая нормализующей обработке, закаляется, номер предшествующего аустенитного зерна материала в состоянии после закалки становится равным 9,5 или больше.
[0087]
Вместо вышеописанной нормализующей обработки может быть выполнена закалка. В этом случае закалка выполняется несколько раз. Вышеупомянутая промежуточная обработка может быть термической обработкой при температуре двухфазной области феррит+аустенит (в дальнейшем называемой «нагреванием в двухфазной области»). При промежуточной термической обработке требуется только, чтобы по меньшей мере часть микроструктуры стали преобразовывалась в аустенит. В этом случае возможно достичь предпочтительного эффекта благодаря измельчению зерна. Соответственно, при промежуточной термической обработке достаточно выдержать черновую трубу по меньшей мере при температуре точки AC1 или выше.
ПРИМЕР
[0088]
Была произведена расплавленная сталь для каждого химического состава, показанного в Таблице 1A и в Таблице 1B.
[0089]
[Таблица 1A]
ТАБЛИЦА 1A
Сталь Химический состав (в мас.%, остаток: железо и примеси)
C Si Mn Cr Mo V Nb Раст. Al N
A 0,53 0,27 0,43 0,52 0,68 0,088 0,031 0,029 0,0038
B 0,50 0,26 0,43 0,51 1,57 0,090 0,033 0,033 0,0051
C 0,60 0,29 0,43 0,52 0,71 0,090 0,030 0,039 0,0034
D 0,51 0,31 0,47 1,04 0,70 0,100 0,013 0,030 0,0026
E 0,20 0,20 0,60 0,59 0,69 0,060 0,012 0,035 0,0036
[0090]
[Таблица 1B]
ТАБЛИЦА 1B (Продолжение ТАБЛИЦЫ 1A)
Сталь Химический состав (в мас.%, остаток: железо и примеси)
Ti Ca P S O Ni Cu B
A 0,006 - 0,007 0,0010 0,0009 0,01 0,01 0,0002
B 0,005 - 0,006 0,0005 0,0009 0,02 0,03 0,0001
C 0,005 - 0,007 0,0005 0,0008 0,04 0,01 0,0001
D 0,009 0,0018 0,012 0,0014 0,0007 0,03 0,01 0,0001
E 0,008 0,0020 0,005 0,0015 0,0010 0,01 0,01 0,0012
[0091]
В Таблице 1A и в Таблице 1B все химические составы Сталь А - Сталь D соответствовали диапазону настоящего изобретения. Содержание углерода в Стали E было чрезмерно низким, и кроме того содержание бора в Стали E было чрезмерно высоким.
[0092]
Расплавленная сталь непрерывно разливалась в блюмы. Эти блюмы были откованы в круглые заготовки, каждая из которых имела диаметр 310 мм. Эти круглые заготовки с помощью процесса Маннесмана были прошиты и протянуты в бесшовные стальные трубы, каждая из которых имела диаметр 244,48 мм и толщину стенки 13,84 мм.
[0093]
Каждая бесшовная стальная труба была подвергнута нормализующей обработке. Температура нормализации для каждой трубы была равна 920°C, а продолжительность выдержки при температуре нормализации для каждой трубы была равна 15 мин. Каждая из бесшовных стальных труб после нормализующей обработки была охлаждена до комнатной температуры (24°C).
[0094]
Каждая из бесшовных стальных труб, охлажденных до комнатной температуры, была подвергнута закалке. Температура закалки для каждой трубы была равна 900°C. Каждая из бесшовных стальных труб была выдержана при температуре закалки в течение 15 мин. После выдержки каждая бесшовная стальная труба была подвергнута охлаждению туманом. Во время охлаждения туманом средняя скорость охлаждения каждой бесшовной стальной трубы в диапазоне температур от 500°C до 100°C была равна 5°C/с. Температура остановки охлаждения во время закалки составляла 50°C или меньше.
[0095]
Каждая из бесшовных стальных труб после закалки была подвергнута отпуску, как показано в Таблице 2.
[0096]
[Таблица 2]
ТАБЛИЦА 2
Тест № Сталь Первая стадия отпуска Вторая стадия отпуска Примечание
TL(°C) tL(мин) LMPL TH(°C) tH(мин) LMPH
1 A 600 120 17732 695 60 19382 Пример в соответствии с настоящим изобретением
2 A 600 120 17732 700 60 19483 Пример в соответствии с настоящим изобретением
3 A 600 120 17732 705 60 19585 Пример в соответствии с настоящим изобретением
4 A 600 120 17732 710 60 19687 Пример в соответствии с настоящим изобретением
5 B 600 120 17732 700 80 19599 Пример в соответствии с настоящим изобретением
6 B 600 120 17732 700 45 19369 Пример в соответствии с настоящим изобретением
7 B 600 120 17732 710 45 19573 Пример в соответствии с настоящим изобретением
8 C Низкая скорость нагревания 17743 710 45 19633 Пример в соответствии с настоящим изобретением
9 C 600 120 17732 700 60 19483 Пример в соответствии с настоящим изобретением
10 C 600 120 17732 700 80 19599 Пример в соответствии с настоящим изобретением
11 C 600 120 17732 700 45 19369 Пример в соответствии с настоящим изобретением
12 D 600 180 17916 715 90 19954 Пример в соответствии с настоящим изобретением
13 D Низкая скорость нагревания 17743 710 45 19633 Пример в соответствии с настоящим изобретением
14 A 690 60 19282 - - - Сравнительный пример
15 A 695 60 19382 - - - Сравнительный пример
16 A 700 60 19483 - - - Сравнительный пример
17 A 705 60 19585 - - - Сравнительный пример
18 B 700 45 19369 - - - Сравнительный пример
19 C 700 45 19369 - - - Сравнительный пример
20 C 700 30 19213 - - - Сравнительный пример
21 D 705 40 19425 - - - Сравнительный пример
22 E 600 120 17732 700 60 19483 Сравнительный пример
[0097]
В Таблице 2, в тестах № 1-7, № 9-12 и № 22 выполнялся двухстадийный отпуск. В частности, для каждого теста сначала низкотемпературный отпуск был выполнен при условиях отпуска (TL, tL, LMPL), показанных в Таблице 2. Колонка tL в Таблице 2 обозначает фактическую продолжительность выдержки (в минутах) при температуре отпуска TL. После того, как низкотемпературный отпуск был выполнен, каждая бесшовная стальная труба была подвергнута охлаждению до комнатной температуры (25°C). После этого высокотемпературный отпуск был выполнен при условиях отпуска (TH, tH, LMPH), показанных в Таблице 2. Колонка tH в Таблице 2 обозначает фактическую продолжительность выдержки (в минутах) при температуре отпуска TH. В каждом тесте скорость нагревания была равна 8°C/мин, и температура каждой бесшовной стальной трубы увеличивалась непрерывно. Принимая во внимание процесс нагревания для каждого теста, значения LMPL и LMPH были соответственно вычислены вышеописанным образом. При вычислении LMPL и LMPH значение Δt было установлено равным 1/60 час (1 минуте). За исключением Теста № 8 и Теста № 13, значение T1 (средняя температура первого микроинтервала времени) было установлено на 100°C ниже, чем температура выдержки. Результаты показаны в Таблице 2.
[0098]
В Тесте № 8 и в Тесте № 13 температура каждой бесшовной стальной трубы непрерывно увеличивалась со скоростью нагревания 2°C/мин до тех пор, пока температура отпуска не достигла 710°C, и после этого каждая стальная труба была выдержана при температуре 710°C в течение соответствующего времени tH, показанного в Таблице 2. В частности, в Тесте № 8 и в Тесте № 13 был выполнен отпуск с низкой скоростью нагревания. При отпуске с низкой скоростью нагревания каждое значение LMPL в диапазоне температур отпуска от 600°C до 650°C показано в Таблице 2. Каждое суммарное значение LMPH для тех тестов, где температура отпуска увеличивалась от 670°C до 710°C и труба выдерживалась при температуре 710°C в течение tH минут, показано в Таблице 2.
[0099]
Каждое значение LMPL и каждое значение LMPH при непрерывном увеличении температуры в Тесте № 8 и в Тесте № 13 было вычислено путем вычисления соответствующих интегрированных параметров отпуска в соответствии с Непатентным документом 1 вышеописанным образом.
[0100]
В каждом тесте № 14-21, был выполнен только одноступенчатый отпуск (высокотемпературный отпуск).
[0101]
[Тест измерения номера предшествующего аустенитного зерна]
Используя бесшовную стальную трубу после закалки каждого теста, был найден номер предшествующего аустенитного зерна в соответствии со стандартом ASTM 112E. Все найденные номера предшествующего аустенитного зерна показаны в Таблице 3. Каждый номер предшествующего аустенитного зерна был равен 9,0 или больше.
[0102]
[Тест наблюдения микроструктуры]
Для каждого номера теста был взят образец, включающий в себя центральную часть толщины стенки бесшовной стальной трубы после отпуска. у каждого взятого образца была отполирована поверхность поперечного сечения, перпендикулярная к осевому направлению каждой бесшовной стальной трубы. После полировки каждая отполированная поверхность образца была протравлена с использованием ниталя. В частности, каждая поверхность образца погружалась в травильный реагент ниталь (смесь 3% азотной кислоты и 97% этилового спирта) на 10 с при обычной температуре и травилась. Каждая протравленная поверхность наблюдалась в микроскоп, и в результате было установлено, что в каждом тесте образец имел микроструктуру, сформированную из мартенсита отпуска. Объемная доля остаточного аустенита была измерена вышеописанным образом, и в результате в каждом тесте объемная доля остаточного аустенита составляла менее 2%.
[0103]
[Количество крупных частиц цементита CN]
Используя бесшовную стальную трубу после отпуска, для каждого номера теста количество крупных частиц цементита CN (частиц/100 мкм2) было найдено вышеописанным образом. Полученные количества грубых частиц цементита CN показаны в Таблице 3.
[0104]
[Тест предела текучести]
Тестовый образец № 12 (ширина: 25 мм, рабочая длина: 50 мм) в соответствии с японским промышленным стандартом JIS Z2241 (2011) был взят из центральной части толщины стенки бесшовной стальной трубы для каждого номера теста. Центральная ось каждого тестового образца была расположена в центральном положении толщины стенки каждой бесшовной стальной трубы, и была параллельной продольному направлению каждой бесшовной стальной трубы. Используя каждый взятый образец, испытание на разрыв, соответствующее японскому промышленному стандарту JIS Z2241 (2011), было выполнено в атмосфере при обычной температуре (24°C) для того, чтобы найти предел текучести (YS). Предел текучести определялся с помощью способа полного удлинения на 0,7%. Полученные пределы текучести (МПа) показаны в Таблице 3. В каждом тесте предел текучести бесшовной стальной трубы составил 827 МПа или больше. В дополнение к этому, были получены стальные трубы, имеющие предел текучести класса 125 ksi (862-925 МПа).
[0105]
[Тест DCB]
Бесшовная стальная труба для каждого номера теста была подвергнута тесту DCB (двухконсольной балки) для того, чтобы оценить стойкость к сульфидному растрескиванию под напряжением.
[0106]
В частности, три тестовых образца DCB, каждый из которых имел толщину 10 мм, ширину 25 мм и длину 100 мм, были взяты из каждой бесшовной стальной трубы. Клин, имеющий толщину 2,89 мм, вводился в центральную часть толщины стенки каждого взятого образца DCB, и это определялось как начальная трещина. Длина от точки приложения нагрузки до переднего конца начальной трещины составляла приблизительно 33,75 мм. Используя эти тестовые образцы, тест DCB был выполнен в соответствии со стандартом NACE (Национальная ассоциация инженеров-коррозионистов) TM0177-2005, Способ D. Для тестовой ванны использовался водный раствор 5% соли+0,5% уксусной кислоты, имеющий комнатную температуру (24°C), в котором газообразный сероводород насыщался под давлением в 1 атм. Тест DCB выполнялся таким образом, что каждый тестовый образец DCB погружался в тестовую ванну на 336 часов.
[0107]
После теста в каждом тестовом образце DCB была измерена длина распространения образовавшейся трещины «a». Используя измеренную длину распространения трещины «a» и напряжение освобождения клина P, каждый коэффициент интенсивности напряжения K1SSC (ksi√дюйм) был найден с помощью следующей Формулы (5).
K1SSC=Pa((2(√3)+2,38×(h/a))×(B/Bn)1/(√3))/(B×h3/2) (5)
[0108]
В Формуле (5) «h» обозначает высоту каждого плеча каждого тестового образца DCB, «B» обозначает толщину каждого тестового образца DCB, и «Bn» обозначает толщину стенки каждого тестового образца DCB. Они определяются в вышеупомянутом стандарте NACE TM0177-2005, Способ D.
[0109]
Среднее значение коэффициентов интенсивности напряжения трех тестовых образцов DCB в каждом номере теста определялось как коэффициент интенсивности напряжения K1SSC интересующего номера теста. Кроме того, также находилось среднеквадратичное отклонение коэффициентов интенсивности напряжения для трех тестовых образцов DCB.
[0110]
[Результаты теста]
[0111]
[Таблица 3]
ТАБЛИЦА 3
Тест № Сталь Номер размера предшествующего аустенитного зерна CN
(зерен /
100 мкм2)		 Предел текучести Среднее значение K1SSC Стандартное отклонение K1SSC Примечание
(МПа) (ksi) (мПа√м) (ksi√дюйм) (мПа√м) (ksi√дюйм)
1 A 9,5 205 917 133 24,0 21,8 0,3 0,3 Пример в соответствии с настоящим изобретением
2 A 9,5 220 883 128,1 24,5 22,3 0,8 0,7 Пример в соответствии с настоящим изобретением
3 A 9,7 225 862 125 25,6 23,3 1,6 1,5 Пример в соответствии с настоящим изобретением
4 A 9,6 240 843 122,2 27,4 24,9 1,1 1,0 Пример в соответствии с настоящим изобретением
5 B 10 210 852 123,6 26,9 24,5 0,8 0,8 Пример в соответствии с настоящим изобретением
6 B 10 250 877 127,2 25,8 23,4 0,6 0,5 Пример в соответствии с настоящим изобретением
7 B 10 300 896 130 24,8 22,5 0,7 0,6 Пример в соответствии с настоящим изобретением
8 C 11,1 260 838 121,5 26,3 24,0 0,5 0,5 Пример в соответствии с настоящим изобретением
9 C 11,1 245 844 122,4 25,5 23,2 0,5 0,5 Пример в соответствии с настоящим изобретением
10 C 11,1 320 856 124,2 25,5 23,2 0,2 0,2 Пример в соответствии с настоящим изобретением
11 C 11,1 230 876 127,1 24,9 22,7 1,2 1,1 Пример в соответствии с настоящим изобретением
12 D 10,5 230 831 120,5 26,0 23,7 1,1 1,0 Пример в соответствии с настоящим изобретением
13 D 10,5 205 874 126,8 24,8 22,6 0,8 0,8 Пример в соответствии с настоящим изобретением
14 A 9,5 120 925 134,2 20,0 18,2 2,2 2,0 Сравнительный пример
15 A 9,8 130 896 130 19,6 17,8 2,2 2,0 Сравнительный пример
16 A 9,7 140 872 126,5 21,0 19,1 2,3 2,1 Сравнительный пример
17 A 9,5 160 862 125 22,6 20,5 2,2 2,0 Сравнительный пример
18 B 10 160 896 130 21,4 19,4 2,5 2,3 Сравнительный пример
19 C 11,1 190 872 126,5 21,1 19,2 2,4 2,1 Сравнительный пример
20 C 11,1 175 896 130 20,7 18,9 2,3 2,1 Сравнительный пример
21 D 10,5 140 878 127,3 19,8 18,0 2,3 2,1 Сравнительный пример
22 E 9,6 35 793 115 22,5 20,5 - - Сравнительный пример
[0112]
В Таблице 3 каждый из тестов № 1-7 и № 9-12 имел подходящий химический состав. При отпуске выполнялся двухступенчатый отпуск (низкотемпературный отпуск и высокотемпературный отпуск), и все условия отпуска были соблюдены. Каждая бесшовная стальная труба имела номер предшествующего аустенитного зерна, равный 9,0 или больше, а также количество грубых частиц цементита CN, равное 200 частиц/100 мкм2 или больше. Следовательно, каждый коэффициент K1SSC имел значение больше чем 22,6 МПам0,5, и была получена превосходная стойкость к сульфидному растрескиванию под напряжением. В дополнение к этому, среднеквадратичное отклонение каждого коэффициента K1SSC составило 2,0 МПам0,5 или меньше, так что могла быть достигнута стабильная стойкость к сульфидному растрескиванию под напряжением.
[0113]
Каждый из тестов № 8 и № 13 имел подходящий химический состав. Выполнялся отпуск с низкой скоростью нагревания, и все условия отпуска были соблюдены. Каждая бесшовная стальная труба имела номер предшествующего аустенитного зерна, равный 9,0 или больше, а также количество грубых частиц цементита CN, равное 200 частиц/100 мкм2 или больше. Каждый коэффициент K1SSC имел значение больше чем 22,6 МПам0,5, и была получена превосходная стойкость к сульфидному растрескиванию под напряжением. В дополнение к этому, среднеквадратичное отклонение каждого коэффициента K1SSC составило 0,8 МПам0,5 или меньше, так что могла быть достигнута стабильная стойкость к сульфидному растрескиванию под напряжением.
[0114]
В то же время в каждом из тестов № 14-21 низкотемпературный отпуск не выполнялся. Следовательно, в каждом из этих тестов количество грубых частиц цементита CN было меньше чем 200 частиц/100 мкм2. В результате каждый коэффициент K1SSC был равен 22,6 МПам0,5 или меньше, так что стойкость к сульфидному растрескиванию под напряжением была небольшой. Среднеквадратичное отклонение каждого коэффициента K1SSC было больше чем 2,0 МПам0,5, так что стабильная стойкость к сульфидному растрескиванию под напряжением не могла быть достигнута.
[0115]
Химический состав теста № 22 имел чрезмерно низкое содержание C и чрезмерно высокое содержание B. Следовательно, хотя условия отпуска были соблюдены, количество грубых частиц цементита CN было меньше чем 200 частиц/100 мкм2. В результате коэффициент K1SSC был равен 22,6 МПам0,5 или меньше, так что стойкость к сульфидному растрескиванию под напряжением была небольшой.
[0116]
Выше был объяснен вариант осуществления настоящего изобретения. Однако вышеупомянутый вариант осуществления представляет собой просто иллюстрацию для выполнения настоящего изобретения. Соответственно, настоящее изобретение не ограничивается вышеупомянутым вариантом осуществления, и вышеупомянутый вариант осуществления может быть подходящим образом модифицирован и выполнен без отступлений от области охвата настоящего изобретения.

Claims (23)

1. Стальная труба для нефтяных скважин из низколегированной стали, содержащей следующий химический состав в мас.%:
C больше 0,35 и до 0,65
Si от 0,05 до 0,50
Mn от 0,10 до 1,00
Cr от 0,40 до 1,50
Mo от 0,50 до 2,00
V от 0,05 до 0,25
Nb от 0,01 до 0,04
Раств. Al от 0,005 до 0,10
N 0,007 или меньше;
Ti от 0 до 0,012
Ca от 0 до 0,005
железо и примеси-остальное,
где примеси включают:
P 0,020 или меньше
S 0,002 или меньше
O 0,006 или меньше
Ni 0,10 или меньше
Cu 0,03 или меньше
B 0,0005 или меньше,
имеющая микроструктуру, включающую частицы цементита, каждая из которых имеет диаметр эквивалентной окружности 200 нм или больше, в количестве, составляющем 200 частиц/100 мкм2 или больше, и предел текучести, составляющий 827 МПа или больше.
2. Стальная труба по п. 1, в которой сталь содержит Ti от 0,003 до 0,012 мас.%.
3. Стальная труба по п. 1 или 2, в которой сталь содержит Ca от 0,0005 до 0,005 мас.%.
RU2017105841A 2014-07-25 2015-07-21 Стальная труба из низколегированного сплава для нефтяных скважин RU2656900C1 (ru)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2014152294 2014-07-25
JP2014-152294 2014-07-25
PCT/JP2015/003635 WO2016013205A1 (ja) 2014-07-25 2015-07-21 低合金油井用鋼管

Publications (1)

Publication Number Publication Date
RU2656900C1 true RU2656900C1 (ru) 2018-06-07

Family

ID=55162749

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
RU2017105841A RU2656900C1 (ru) 2014-07-25 2015-07-21 Стальная труба из низколегированного сплава для нефтяных скважин

Country Status (12)

Country Link
US (1) US10563793B2 (ru)
EP (1) EP3173501B1 (ru)
JP (1) JP6369547B2 (ru)
CN (1) CN106574336B (ru)
AR (1) AR101200A1 (ru)
AU (1) AU2015291875B2 (ru)
BR (1) BR112017001430B1 (ru)
CA (1) CA2955170C (ru)
ES (1) ES2765412T3 (ru)
MX (1) MX2017001054A (ru)
RU (1) RU2656900C1 (ru)
WO (1) WO2016013205A1 (ru)

Families Citing this family (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP3231884B1 (en) 2014-12-12 2021-08-18 Nippon Steel Corporation Low-alloy steel oil well pipe and method for manufacturing a low-alloy steel oil well pipe
CN108779529B (zh) * 2016-03-04 2020-07-31 日本制铁株式会社 钢材和油井用钢管
JP2017166019A (ja) * 2016-03-16 2017-09-21 新日鐵住金株式会社 高強度油井用低合金継目無鋼管及びその製造方法
CN109069761B (zh) * 2016-04-21 2021-06-25 诺和诺德股份有限公司 通过电化学蚀刻制造具有减小的端部分的针套管的方法
JP6677310B2 (ja) * 2016-09-01 2020-04-08 日本製鉄株式会社 鋼材及び油井用鋼管
JP6798559B2 (ja) * 2016-10-06 2020-12-09 日本製鉄株式会社 鋼材、油井用鋼管、及び、鋼材の製造方法
WO2018139672A1 (ja) * 2017-01-30 2018-08-02 新日鐵住金株式会社 自動車足回り部品用鋼管および自動車足回り部品
JP6859836B2 (ja) * 2017-05-01 2021-04-14 日本製鉄株式会社 鋼材及び油井用継目無鋼管
EP3530761B1 (en) 2018-02-23 2022-04-27 Vallourec Deutschland GmbH High tensile and high toughness steels
AU2019228889A1 (en) * 2018-02-28 2020-09-03 Nippon Steel Corporation Steel material suitable for use in sour environment
AR115003A1 (es) * 2018-04-05 2020-11-18 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Material de acero adecuado para uso en entorno agrio
US11643712B2 (en) * 2018-04-09 2023-05-09 Nippon Steel Corporation Steel pipe and method for producing steel pipe
MX2020011361A (es) * 2018-04-27 2020-11-24 Vallourec Oil & Gas France Acero con resistencia al agrietamiento por tension de sulfuro, producto tubular hecho a partir de dicho acero, proceso para fabricar un producto tubular y uso del mismo.
JP7173362B2 (ja) * 2019-08-27 2022-11-16 日本製鉄株式会社 サワー環境での使用に適した鋼材
MX2022008026A (es) * 2019-12-26 2022-07-27 Jfe Steel Corp Tubo de acero sin costura de alta resistencia y metodo para fabricar el mismo.

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2252972C1 (ru) * 2004-06-07 2005-05-27 Закрытое акционерное общество Научно-производственное объединение "ПОЛИМЕТАЛЛ" Труба для нефте-, газо- и продуктопроводов и способ ее производства
EA013145B1 (ru) * 2007-03-30 2010-02-26 Сумитомо Метал Индастриз, Лтд. Трубы нефтяного сортамента для развальцовки в скважине и способ их производства
WO2010150915A1 (ja) * 2009-06-24 2010-12-29 Ｊｆｅスチール株式会社 耐硫化物応力割れ性に優れた油井用高強度継目無鋼管およびその製造方法
RU2459883C2 (ru) * 2007-10-30 2012-08-27 Сумитомо Метал Индастриз, Лтд. Стальная труба с высокой расширяемостью и способ ее изготовления
WO2013191131A1 (ja) * 2012-06-20 2013-12-27 新日鐵住金株式会社 油井管用鋼及びその製造方法

Family Cites Families (23)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS59232220A (ja) 1983-06-14 1984-12-27 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐硫化物腐食割れ性に優れた高強度鋼の製法
JPH06104849B2 (ja) 1986-04-25 1994-12-21 新日本製鐵株式会社 硫化物応力割れ抵抗性に優れた低合金高張力油井用鋼の製造方法
JP2919642B2 (ja) * 1991-05-27 1999-07-12 川崎製鉄株式会社 靱性と耐疲労性に優れた調質用高炭素鋼材の製造方法
JP3358135B2 (ja) 1993-02-26 2002-12-16 新日本製鐵株式会社 耐硫化物応力割れ抵抗性に優れた高強度鋼およびその製造方法
MX9708775A (es) * 1995-05-15 1998-02-28 Sumitomo Metal Ind Proceso para producir tubo de acero sin costuras de gran solidez teniendo excelente resistencia a la fisuracion por tensiones por sulfuro.
JP3755163B2 (ja) 1995-05-15 2006-03-15 住友金属工業株式会社 耐硫化物応力割れ性に優れた高強度継目無鋼管の製造方法
JPH09249935A (ja) * 1996-03-13 1997-09-22 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐硫化物応力割れ性に優れる高強度鋼材とその製造方法
JP2000256783A (ja) 1999-03-11 2000-09-19 Sumitomo Metal Ind Ltd 靭性と耐硫化物応力腐食割れ性に優れる高強度油井用鋼およびその製造方法
JP4058840B2 (ja) 1999-04-09 2008-03-12 住友金属工業株式会社 靭性と耐硫化物応力腐食割れ性に優れる油井用鋼およびその製造方法
JP4140556B2 (ja) 2004-06-14 2008-08-27 住友金属工業株式会社 耐硫化物応力割れ性に優れた低合金油井管用鋼
JP5418047B2 (ja) * 2008-09-10 2014-02-19 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
CN101724785A (zh) * 2008-10-28 2010-06-09 宝山钢铁股份有限公司 一种超高强度抗硫化氢腐蚀油井管及其生产方法
FR2942808B1 (fr) 2009-03-03 2011-02-18 Vallourec Mannesmann Oil & Gas Acier faiblement allie a limite d'elasticite elevee et haute resistance a la fissuration sous contrainte par les sulfures.
FR2960883B1 (fr) 2010-06-04 2012-07-13 Vallourec Mannesmann Oil & Gas Acier faiblement allie a limite d'elasticite elevee et haute resistance a la fissuration sous contrainte par les sulfures
JP5779984B2 (ja) 2010-06-21 2015-09-16 Ｊｆｅスチール株式会社 耐硫化物応力割れ性に優れた油井用鋼管及びその製造方法
IT1403688B1 (it) * 2011-02-07 2013-10-31 Dalmine Spa Tubi in acciaio con pareti spesse con eccellente durezza a bassa temperatura e resistenza alla corrosione sotto tensione da solfuri.
US9546408B2 (en) * 2011-03-18 2017-01-17 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Quenching method for steel pipe
JP2013129879A (ja) 2011-12-22 2013-07-04 Jfe Steel Corp 耐硫化物応力割れ性に優れた油井用高強度継目無鋼管およびその製造方法
EP2824198B8 (en) * 2012-03-07 2020-04-15 Nippon Steel Corporation Method for producing seamless steel pipe having high-strength and excellent sulfide stress cracking resistance
BR112015005870B1 (pt) * 2012-11-05 2018-11-21 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation aço de baixa liga para produtos tubulares da indústria petrolífera que tem resistência a trinca por tensão de sulfeto e método de fabricação dos mesmos
AR096965A1 (es) 2013-07-26 2016-02-10 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Tubo de acero de baja aleación para pozo petrolero y método para la manufactura del mismo
RU2664500C1 (ru) * 2014-10-17 2018-08-17 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Нефтепромысловая труба из низколегированной стали
EP3231884B1 (en) * 2014-12-12 2021-08-18 Nippon Steel Corporation Low-alloy steel oil well pipe and method for manufacturing a low-alloy steel oil well pipe

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2252972C1 (ru) * 2004-06-07 2005-05-27 Закрытое акционерное общество Научно-производственное объединение "ПОЛИМЕТАЛЛ" Труба для нефте-, газо- и продуктопроводов и способ ее производства
EA013145B1 (ru) * 2007-03-30 2010-02-26 Сумитомо Метал Индастриз, Лтд. Трубы нефтяного сортамента для развальцовки в скважине и способ их производства
RU2459883C2 (ru) * 2007-10-30 2012-08-27 Сумитомо Метал Индастриз, Лтд. Стальная труба с высокой расширяемостью и способ ее изготовления
WO2010150915A1 (ja) * 2009-06-24 2010-12-29 Ｊｆｅスチール株式会社 耐硫化物応力割れ性に優れた油井用高強度継目無鋼管およびその製造方法
WO2013191131A1 (ja) * 2012-06-20 2013-12-27 新日鐵住金株式会社 油井管用鋼及びその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
WO2016013205A1 (ja) 2016-01-28
CN106574336B (zh) 2019-01-11
CA2955170A1 (en) 2016-01-28
EP3173501B1 (en) 2019-11-06
CN106574336A (zh) 2017-04-19
BR112017001430B1 (pt) 2021-06-08
EP3173501A1 (en) 2017-05-31
CA2955170C (en) 2019-09-17
AU2015291875B2 (en) 2018-12-20
EP3173501A4 (en) 2018-02-21
AR101200A1 (es) 2016-11-30
BR112017001430A2 (pt) 2017-12-05
JPWO2016013205A1 (ja) 2017-06-01
JP6369547B2 (ja) 2018-08-08
AU2015291875A1 (en) 2017-03-16
US10563793B2 (en) 2020-02-18
ES2765412T3 (es) 2020-06-09
US20170219131A1 (en) 2017-08-03
MX2017001054A (es) 2017-05-09

Similar Documents

Publication Publication Date Title
RU2656900C1 (ru) Стальная труба из низколегированного сплава для нефтяных скважин
RU2673262C1 (ru) Низколегированная сталь для трубы для нефтяной скважины и способ производства трубы для нефтяной скважины из низколегированной стали
JP5522322B1 (ja) 油井管用鋼及びその製造方法
JP4709944B2 (ja) 肌焼鋼、浸炭部品、及び肌焼鋼の製造方法
JP4448456B2 (ja) 浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性に優れた肌焼鋼とその製造方法
RU2664500C1 (ru) Нефтепромысловая труба из низколегированной стали
JP6107437B2 (ja) 耐硫化物応力腐食割れ性に優れた油井用低合金高強度継目無鋼管の製造方法
JP5880787B2 (ja) 低合金油井用鋼管及びその製造方法
RU2605033C1 (ru) Низколегированная сталь для труб нефтепромыслового сортамента, имеющая превосходное сопротивление сульфидному растрескиванию под напряжением, и способ ее изготовления
JP6172391B2 (ja) 低合金油井用鋼管
JP6131890B2 (ja) 耐硫化物応力腐食割れ性に優れた油井用低合金高強度継目無鋼管の製造方法ならびにその選定方法
JP2010163666A (ja) 浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性に優れた肌焼鋼とその製造方法
JP6766362B2 (ja) 浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性と被削性に優れた肌焼鋼およびその製造方法
JP6679935B2 (ja) 冷間加工部品用鋼
WO2018061101A1 (ja) 鋼
JP2019065343A (ja) 油井用鋼管及びその製造方法
JP7401841B1 (ja) 鋼材
JP2023129160A (ja) 鋼材
JP2022130746A (ja) 非調質鍛造部品および非調質鍛造用鋼

Legal Events

Date Code Title Description
PD4A Correction of name of patent owner